基于FactSage的Fe-15Mn-8Al-0.25C低密度鋼的組織及力學性能

王英虎

(1. 成都先進金屬材料產業技術研究院股份有限公司， 四川 成都 610000；2. 海洋裝備用金屬材料及其應用國家重點實驗室， 遼寧 鞍山 114009；3. 北京科技大學 國家材料服役安全科學中心， 北京 100083)

由于節能環保的需要，汽車輕量化已經成為全世界汽車發展的潮流，有研究表明[1-2]，一輛汽車的自重每減少10%，它的燃油消耗可減少6%～8%，尾氣排放可降低5%～6%。汽車用鋼輕量化的方法主要有兩種：一種是通過采用提高鋼材的強塑性，減輕零部件尺寸厚度以達到輕量化效果[3-5]；另一種更有效的方法是在維持良好力學性能的基礎上降低鋼材的密度，開發出一種集低密度與良好強塑性于一身的鋼材。經研究發現，向鋼中添加一定量的Al、Mn和C等輕量化元素后，可使鋼材在保持良好強塑性的同時也具備低密度的特征[6]。通過添加高含量的輕量化元素可增大鋼材的晶格常數，并憑借其較低的原子質量降低材料的密度，這就是Fe-Mn-Al-C系低密度鋼開發研究的主要思路。對Fe-Mn-Al-C系低密度鋼成分開發的過程中，可以通過試驗與二元、三元相圖相結合的方法進行成分設計，但隨著合金元素組元數量與含量的增加，簡單的二元、三元相圖已經不能滿足新型低密度鋼材料開發的需求。目前，以相變熱力學為基礎的多元體系熱力學模擬計算軟件(如FactSage、JMatPro、Thermo-Calc和Pandat等)逐漸得到冶金與材料領域學者的認可與重視[7]。FactSage是由加拿大特利爾工業大學開發的FACT軟件和德國某公司的ChemSage軟件相融合，形成的一款綜合性熱力學計算軟件，被廣泛應用在材料科學、冶金、腐蝕等領域[8]。本文采用FactSage8.0 軟件對Fe-15Mn-8Al-0.25C低密度鋼多元系相圖進行計算和分析，以明確該體系的相變規律和析出相的析出行為，以及研究不同組元對Fe-15Mn-8Al-0.25C低密度鋼相變和析出的影響，并通過試驗對計算結果進行了驗證，為Fe-15Mn-8Al-0.25C 低密度鋼材料的開發應用、合金成分控制以及熱加工工藝制定提供了基礎理論數據。

1 試驗材料與方法

試驗材料為實驗室條件下制備的低密度鋼，采用VIM-150型真空感應爐冶煉成φ200 mm×350 mm的Fe-15Mn-8Al-0.25C低密度鋼鑄錠，鑄錠質量為120 kg。使用ELTRA CS800型紅外碳硫儀測定其C和S元素的質量分數，使用ONH-2000型氧氮氫分析儀測定其O、N和H元素的質量分數，使用IRIS Intrepid II XSP型ICP光譜儀測得Al元素的質量分數，使用OBLF QSN750型光譜儀測得其他元素的質量分數，得到化學成分如表1所示。

表1 Fe-15Mn-8Al-0.25C低密度鋼的化學成分(質量分數，%)Table 1 Chemical composition of the Fe-15Mn-8Al-0.25C low density steel (mass fraction，%)

采用FactSage 8.0熱力學軟件對試驗鋼的相變過程及析出行為進行計算，計算過程使用了FactSage 8.0軟件中的Equilib與Phase Diagram模塊[9]，采用專門用于計算鋼鐵材料相圖的FSstel數據庫，成分以單位克(g)進行輸入，總質量設置為100 g，壓力設置為1個標準大氣壓(101.325 kPa)，在平衡條件下對數據庫中存在的相不加任何條件限制，通過對計算結果的分析，討論Fe-15Mn-8Al-0.25C低密度鋼多元系中的Mn、Al及C元素對凝固冷卻過程中平衡相組成和相變的影響，并得到了具體的平衡相變路徑圖，主要研究了奧氏體和鐵素體的平衡相轉變及κ-碳化物的析出規律。本文使用w(M)表示對應M元素的質量分數，如Al的質量分數表示為w(Al)；使用w(Al)-T表示多元體系中除了Al和基體元素Fe之外其他元素質量分數一定時的垂直截面圖，其他情況以此類推。

采用PANalytical XPert MPD Pro型X射線衍射儀分析試驗鋼的相組成，測量角度為30°～100°，掃描速度為10°/min。采用CARL ZEISS Axio Imager A 1m光學顯微鏡與JEOL JSM-6390LV掃描電鏡對試驗鋼的組織形貌進行觀察，并用掃描電鏡配套的EDS能譜儀分析析出相的成分。按照GB/T 228.1—2010《金屬材料 拉伸試驗 第1部分：室溫試驗方法》，采用直徑為φ5 mm的棒狀試樣在MTS Landmark 370電液伺服萬能試驗機上進行室溫拉伸試驗，拉伸速率為1 mm/min。

2 熱力學計算結果與分析

2.1 Fe-15Mn-8Al-0.25C低密度鋼平衡凝固冷卻相變與析出路徑

使用FactSage軟件計算Fe-15Mn-8Al-0.25C低密度鋼由1600 ℃高溫液相冷卻至600 ℃的平衡相圖，計算結果如圖1所示。由圖1(a)可以看出，在600～1600 ℃溫度范圍內，熱力學計算出的Fe-15Mn-8Al-0.25C 低密度鋼的平衡相有液相、鐵素體、奧氏體和κ-碳 化物。Fe-15Mn-8Al-0.25C低密度鋼為雙相鋼，在1600 ℃高溫液相冷卻至600 ℃的過程中沒有單一奧氏體相區。在670 ℃與957 ℃，鐵素體與奧氏體含量相同，在600～670 ℃與957～1282 ℃兩段溫度區間內，鐵素體含量大于奧氏體，僅在670～957 ℃溫度范圍內，奧氏體含量大于鐵素體。由圖1(b)可以看出，Fe-15Mn-8Al-0.25C低密度鋼溶液在A點1424 ℃發生液固相變，首先生成了鐵素體；溶液冷卻至B點1282 ℃時，發生液相+鐵素體→奧氏體相變，奧氏體的晶核通常優先在鐵素體的晶界上形成并長大。試驗鋼溶液在C點1279 ℃完全轉變為固相，在C點溫度以下，試驗鋼不會再有液相出現；當試驗鋼冷卻至D點 694 ℃時開始生成κ-碳化物。

圖1 FactSage軟件計算所得Fe-15Mn-8Al-0.25C低密度鋼的平衡相圖(a)各平衡相含量與溫度的關系圖；(b)相變與碳含量的關系圖Fig.1 Graphs of equilibrium phases of the Fe-15Mn-8Al-0.25C low density steel calculated by FactSage software(a) content of each equilibrium phase vs temperature; (b) phase transformation vs carbon content

圖2(a～d)為Fe-15Mn-8Al-0.25C低密度鋼中的液相、κ-碳化物、鐵素體和奧氏體相中的主要元素組成。由圖2(a)可知，Fe-15Mn-8Al-0.25C低密度鋼在1424～1600 ℃溫度范圍內為單一液相，在1279 ～1424 ℃溫度范圍內為液固兩相區，在600～1279 ℃溫度范圍內為固相。由圖2(b)可知，κ-碳化物相主要由Fe、Mn、Al與C元素構成，析出溫度為694 ℃，κ-碳化物相在694 ℃析出后隨著溫度降低，Fe、Mn、Al與C元素含量均逐漸增加。由圖2(c)可知，鐵素體在1424 ℃生成，在鐵素體生成初期，各元素含量迅速增加，但當奧氏體生成時，各元素又逐漸降低，當溫度降低至700 ℃左右時，各合金含量又逐漸增加。由圖2(d)可知，奧氏體生成溫度為1282 ℃，在奧氏體生成初期，各元素含量迅速增加，但當溫度降低至700 ℃左右時，各合金含量又逐漸減少。

圖2 Fe-15Mn-8Al-0.25C低密度鋼中各平衡相元素組成Fig.2 Element composition of equilibrium phases in the Fe-15Mn-8Al-0.25C low density steel

凝固相變與析出路徑是研究鋼鐵合金組織轉變和分析凝固組織的重要依據[10]。由圖3可以看出，Fe-15Mn-8Al-0.25C低密度鋼1600 ℃→600 ℃平衡凝固和冷卻相變路徑為：液相→液相+鐵素體→液相+鐵素體+奧氏體→鐵素體+奧氏體→鐵素體+奧氏體+κ-碳化物。

圖3 Fe-15Mn-8Al-0.25C低密度鋼的平衡凝固及冷卻相變路徑圖Fig.3 Phase transformation path of the Fe-15Mn-8Al-0.25C low density steel during equilibrium solidification and cooling

2.2 合金元素對Fe-Mn-Al-C系低密度鋼相變及析出行為的影響

2.2.1w(Al)-T垂直截面相圖

為分析Al含量對相組成和相變的影響，運用FactSage軟件計算Fe-15Mn-(5～10)Al-(0.1～0.4)C低密度鋼多元系中所有相隨Al含量的變化曲線，分別得到C的質量分數為0.1%、0.2%、0.3%和0.4%時600～1600 ℃溫度范圍內的w(Al)-T垂直截面圖，如圖4所示。由圖4可知，κ-碳化物的析出溫度隨Al含量的增加而升高，因此Al含量增加可促進κ-碳化物生成。κ-碳化物的相組成為(Fe,Mn)3(Fe,Mn,Al)Cx，是鈣鈦礦結構的近程有序第二相，很多學者認為細小且彌散的κ-碳化物是由調幅分解形成的，而非形核長大形成，關于(Fe,Mn)3(Fe,Mn,Al)Cx中x的取值，Sato等[11]得出的x值為0.4，而Storchak等[12]得到的x值為0.66，由于Fe-Mn-Al-C系低密度鋼中有大量的Al與C元素，彌散析出的κ-碳化物成為一種獨特的強化機制。Al含量在5%～10%范圍內變化時，隨著Al含量增加，低密度鋼的奧氏體單向區溫度范圍逐漸減小，因此，Al在Fe-Mn-Al-C系低密度鋼中是形成并穩定鐵素體相的元素，Al含量增加還會使高錳鋼的層錯能增大，有利于形變孿晶形成，提高材料的強塑性[13-14]。C是 奧氏體穩定化元素，由圖4(a～d)可以看出，C含量從0.1%增加到0.4%，Fe-Mn-Al-C系低密度鋼的奧氏體相區面積顯著增大。

圖4 Fe-15Mn-xAl-(0.1～0.4)C體系低密度鋼的截面相圖Fig.4 Phase diagrams in vertical section of the Fe-15Mn-xAl-(0.1-0.4)C system low density steel(a) w(C)=0.1%； (b) w(C)=0.2%； (c) w(C)=0.3%； (d) w(C)=0.4%

2.2.2w(Mn)-T垂直截面相圖

為分析Mn含量對Fe-(10～20)Mn-(6～9)Al-0.25C低密度鋼多元系600～1600 ℃下的平衡相組成和相變的影響，運用FactSage軟件計算出Al的質量分數為6%、7%、8%和9%時w(Mn)-T垂直截面圖。由圖5可以看出，隨著Mn含量增加，奧氏體單相區增大，這說明Mn元素在低密度鋼中具有穩定并擴大奧氏體相區的作用，κ-碳化物的析出溫度隨著Mn含量的增加而降低，因此Mn含量增加可抑制κ-碳化物生成。在低密度鋼中，Mn元素可以使Ms點降低，以固溶態存在時可以強化基體，增加材料的層錯能，使其在變形過程中產生密集孿晶，顯著提高材料的伸長率。在鋼鐵材料中，Mn含量過高容易形成穿晶組織結構，使焊接性能大幅下降，導熱性能降低，不利于材料綜合性能的改善。Al是形成并穩定鐵素體相的元素，隨著Al含量增加(6%→9%)，奧氏體單相區面積減小十分明顯，當Al含量超過8%時，不再有單相奧氏體相區存在，這與圖4的計算結果是相同的。

圖5 Fe-xMn-(6～9)Al-0.25C體系低密度鋼的截面相圖Fig.5 Phase diagrams in vertical section of the Fe-xMn-(6-9)Al-0.25C system low density steel(a) w(Al)=6%； (b) w(Al)=7%； (c) w(Al)=8%； (d) w(Al)=9%

2.2.3w(C)-T垂直截面相圖

為分析C對Fe-15Mn-(7～10)Al-(0～0.5)C低密度鋼多元系600～1600 ℃下的平衡相組成和相變的影響，運用FactSage軟件計算不同C含量的w(C)-T垂直截面圖。由圖6可以看出，隨著C含量的增加，單相奧氏體區明顯增大，這說明C元素是奧氏體穩定化的元素，當鋼快速冷卻時，可以使奧氏體保留于室溫，在Al與Mn含量較高的Fe-Mn-Al-C系低密度鋼中，奧氏體相化學成分不穩定，增加C含量有利于提高低密度鋼中奧氏體穩定性并改善鋼材的力學性能。當低密度鋼作為成形用鋼時，C含量不能太高，C含量太高會對鋼材的焊接性能和成形性能造成不利影響。Al和C元素合金化的低密度鋼在熱處理過程中通常會產生κ-碳化物，由圖6可以看出，隨著C含量的增加，κ-碳化物的析出溫度升高，這說明C對κ-碳化物析出具有促進作用。κ-碳化物的大小和形貌會強烈地影響Fe-Mn-Al-C系低密度鋼的強韌性，在基體內均勻彌散分布的納米級κ-碳化物起強化效果，對塑性降低不是很明顯，但晶界粗大的片狀或帶狀的κ-碳化物，會使材料產生脆性斷裂并嚴重損害其強韌性，為了避免κ-碳化物在晶界大量產生，應合理設計低密度鋼中的C含量[15-17]。

圖6 Fe-15Mn-(6～9)Al-xC體系低密度鋼的截面相圖Fig.6 Phase diagrams in vertical section of the Fe-15Mn-(7-10)Al-xC system low density steel(a) w(Al)=6%； (b) w(Al)=7%； (c) w(Al)=8%； (d) w(Al)=9%

3 Fe-15Mn-8Al-0.25C低密度鋼的組織及力學性能

3.1 Fe-15Mn-8Al-0.25C低密度鋼的組織

圖7為Fe-15Mn-8Al-0.25C低密度鋼在1100 ℃固溶1 h后水淬，再經800 ℃時效3 h及5 h后的顯微組織，可以看出，試驗鋼時效后的組織在晶界與晶內有塊狀及針狀碳化物析出，隨著時效時間的增加，針狀碳化物數量增加。時效時間不同，試驗鋼的晶粒大小沒有明顯變化，這主要是因為碳化物的析出對晶界起釘扎作用，有效阻止了晶粒長大。圖8為Fe-15Mn-8Al-0.25C低密度鋼800 ℃時效5 h后的XRD圖譜，由圖8可以看出，試驗鋼由奧氏體、鐵素體與κ-碳化物3相組成，這與FactSage的計算結果是一致的，通過峰值對比可以發現，Fe-15Mn-8Al-0.25C低密度鋼基體組織中奧氏體相含量明顯要高于鐵素體，由FactSage計算結果可知，在670～957 ℃溫度范圍內，奧氏體含量大于鐵素體，試驗結果呈現的特征與計算結果是相同的。基于阿基米德原理，利用電子天平測試Fe-15Mn-8Al-0.25C低密度鋼在常溫條件下空氣與水中的質量，計算得到試驗鋼的密度為6.99 g/cm3，傳統鋼材的密度約為7.8 g/cm3，與之相比，Fe-15Mn-8Al-0.25C低密度鋼的密度下降了10.4%。

圖7 Fe-15Mn-8Al-0.25C低密度鋼800 ℃時效3 h(a)和5 h(b)的光學顯微組織Fig.7 OM microstructure of the Fe-15Mn-8Al-0.25C low density steel aged at 800 ℃ for 3 h(a) and 5 h(b)

圖8 Fe-15Mn-8Al-0.25C低密度鋼800 ℃時效處理5 h的XRD圖譜Fig.8 XRD pattern of the Fe-15Mn-8Al-0.25C low density steel aged at 800 ℃ for 5 h

3.2 Fe-15Mn-8Al-0.25C低密度鋼的力學性能

圖9為Fe-15Mn-8Al-0.25C低密度鋼800 ℃分別時效3 h和5 h后的應力-應變曲線。由圖9可以看出，試驗鋼應力-應變曲線的典型特點是沒有明顯的屈服平臺，呈連續屈服變形。Fe-15Mn-8Al-0.25C低密度鋼時效3 h后的抗拉強度為602 MPa，屈服強度為520 MPa，斷后伸長率為28.6%，時效5 h后的抗拉強度為729 MPa，屈服強度為685 MPa，斷后伸長率為22.4%，隨著時效時間的增加，試驗鋼的強度增加，斷后伸長率降低。這可能是因為隨著時效時間的增加，試驗鋼中析出的κ-碳化物數量增加，提高了材料的強度，但晶界處的碳化物又導致塑性降低。研究表明[18]，如果鋼材的密度降低10%，那么就可以保持甚至顯著提高鋼材在汽車工業中應用的優越性和競爭力，根據國際上對低密度汽車鋼的研究，將抗拉強度小于270 MPa的稱為低強度鋼，抗拉強度在270～700 MPa稱為高強度鋼，抗拉強度在700 MPa以上的稱為超高強度鋼。本文設計的Fe-15Mn-8Al-0.25C低密度鋼的力學性能已達到高強度鋼的強度要求，并且與傳統鋼材的密度相比，Fe-15Mn-8Al-0.25C低密度鋼的密度下降了10.4%，可以為汽車輕量化材料使用方面提供更多的選擇。

圖9 Fe-15Mn-8Al-0.25C低密度鋼800 ℃分別時效3 h和5 h后的應力-應變曲線Fig.9 Stress-strain curves of the Fe-15Mn-8Al-0.25C low density steel aged at 800 ℃ for 3 h and 5 h，respectively

4 結論

1) 在600～1600 ℃溫度范圍內，熱力學計算出的Fe-15Mn-8Al-0.25C低密度鋼的平衡相有液相、鐵素體、奧氏體和κ-碳化物，試驗鋼在1424～1600 ℃溫度范圍內為單一液相，1279～1424 ℃為液固兩相區，在600～1279 ℃溫度范圍內為固相，其平衡凝固冷卻相變路徑為：液相→液相+鐵素體→液相+鐵素體+奧氏體→鐵素體+奧氏體→鐵素體+奧氏體+κ-碳化物。試驗鋼中κ-碳化物的析出溫度隨著Al與C含量的增加而升高，隨著Mn含量的增加而降低。

2) Fe-15Mn-8Al-0.25C低密度鋼的時效后的組織由奧氏體、鐵素體與κ-碳化物3相組成，晶界及晶內均有塊狀及短棒狀的κ-碳化物析出。經試驗驗證，Fe-15Mn-8Al-0.25C低密度鋼的組織與FactSage軟件計算的結果是一致的，用FactSage計算Fe-Mn-Al-C系低密度鋼的相變及析出行為具有一定的參考價值。

3) Fe-15Mn-8Al-0.25C低密度鋼800 ℃時效3 h后的抗拉強度為602 MPa，屈服強度為520 MPa，斷后伸長率為28.6%，時效5 h后的抗拉強度為729 MPa，屈服強度為685 MPa，斷后伸長率為22.4%，隨著時效時間的增加，試驗鋼的強度增加，斷后伸長率降低。Fe-15Mn-8Al-0.25C低密度鋼的密度為6.99 g/cm3，傳統鋼材的密度約為7.8 g/cm3，與之相比，Fe-15Mn-8Al-0.25C低密度鋼的密度下降了10.4%。